WO2021070900A1 - 耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法 - Google Patents

耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法 Download PDF

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series aluminum
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周平 赤土
賢 熱田
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    • B23K2103/10—Aluminium or alloys thereof

Definitions

  • the present invention relates to a welded structural member having excellent stress corrosion cracking resistance and a method for manufacturing the same.
  • High-strength and lightweight 7000 series aluminum alloy materials are increasingly being used as materials for parts that require weight reduction, such as transportation equipment.
  • the 7000 series aluminum alloy material has high mechanical properties, there is concern about the occurrence of stress corrosion cracking. Further, when the 7000 series aluminum alloy material is joined by arc welding or the like, the strength of the vicinity of the welded portion is lowered due to the heat effect, and the corrosion resistance and the stress corrosion cracking resistance are lowered.
  • Patent Document 1 discloses a method of aging treatment to obtain the maximum strength and then heat treatment again in a coating baking step to bring the 7000 series aluminum alloy material into an overaged state. ing.
  • Patent Document 2 proposes a method for producing a 7000 series aluminum alloy extruded material, which is characterized by performing a two-stage artificial aging treatment.
  • Patent Document 3 proposes to improve the stress corrosion cracking resistance by artificially aging after the welded material is solution-treated.
  • the aging treatment conditions are set to "117 to 123 ° C. ⁇ 18 to 24 hr or 127 to 133 ° C. ⁇ 11 to 14 hr", and the aging treatment is performed after the maximum strength is achieved.
  • the above conditions require a long processing time. Further, if the aging of the base metal is too advanced, there is a risk that sufficient mechanical properties cannot be obtained when welding. Further, when the treatment temperature is a low temperature of less than 145 ° C., the ⁇ 'phase (MgZn 2 ) is continuously precipitated at the grain boundaries, which is one of the causes for lowering the stress corrosion cracking resistance.
  • the condition of the two-stage aging is that "the heat treatment temperature of the first stage is in the range of 70 to 100 ° C. and the heat treatment temperature of the second stage is in the range of 140 to 170 ° C.”. Further, Patent Document 2 states that "the heat treatment temperature of the second stage during the two-stage aging treatment under the manufacturing conditions was 140 ° C. or higher, 170 ° C. or lower, and within 20 hours.” However, the holding time of the second stage heat treatment temperature is unclear. For example, even if the heat treatment condition of the second stage is a temperature of 140 ° C. to 170 ° C., if the holding time is short, sub-aging occurs, so that sufficient stress corrosion cracking resistance cannot be obtained. Further, even if the heat treatment condition of the second stage is a temperature of 140 ° C. to 170 ° C., sufficient strength cannot be obtained when the holding time is long.
  • Patent Document 3 the welded material after welding is solution-treated and hardened. This heat treatment method has a problem that the cost increases.
  • the present invention has been made in view of this background, and has improved the corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance in the vicinity of the base material portion and the welded portion of the 7000 series aluminum alloy material, and also improved the strength of the welded portion. It is an object of the present invention to provide a welded structural member having excellent stress corrosion cracking property and a method for manufacturing the same.
  • the welded structural member having excellent stress corrosion cracking resistance according to the first aspect of the present invention is Zn: 6.6 mass% to 8.5 mass%, Mg: 1.0 mass% to 2.1 mass%, Zr: 0.10 mass% to 0.20 mass%, Ti: 0.001 mass% to 0.05 mass%.
  • the 7000 series aluminum alloy material further contains Cu: 0.50 mass% or less. It may be that.
  • the 7000 series aluminum alloy material further contains one or two of Mn: 0.40 mass% or less and Cr: 0.20 mass% or less. It may be that.
  • the 7000 series aluminum alloy material contains Zn: 6.6 mass% to 7.6 mass% and Mg: 1.0 mass% to 1.6 mass%. It may be that.
  • the welded structure is provided with a heat treatment step of heat-treating the welded structure at a temperature of 165 to 195 ° C. for 10 to 60 minutes. It is characterized by that.
  • the 7000 series aluminum alloy material further contains Cu: 0.50 mass% or less. It may be that.
  • the 7000 series aluminum alloy material further contains one or two of Mn: 0.40 mass% or less and Cr: 0.20 mass% or less. It may be that.
  • the 7000 series aluminum alloy material contains Zn: 6.6 mass% to 7.6 mass% and Mg: 1.0 mass% to 1.6 mass%. It may be that.
  • the welded structural member having excellent stress corrosion cracking resistance of the present invention improves stress corrosion cracking resistance by applying two-step artificial aging to a 7000 series aluminum alloy material. Then, the welded structure obtained by welding the aluminum alloy material is heat-treated at 165 to 195 ° C. to produce the welded structure. As a result, the difference in conductivity between the base material portion of the 7000 series aluminum alloy material and the weld heat affected zone is within 5% IACS. Therefore, improvement in strength, corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance can be easily achieved.
  • the 7000 series aluminum alloy material used in this embodiment has Zn: 6.6 mass% to 8.5 mass%, Mg: 1.0 mass% to 2.1 mass%, Zr: 0.10 mass% to 0.20 mass%, It is desirable that the composition contains Ti: 0.001 mass% to 0.05 mass%, and the balance is Al and unavoidable impurities.
  • the 7000 series aluminum alloy is a precipitation strengthening type alloy.
  • the coexistence of Zn and Mg in aluminum causes the ⁇ 'phase to precipitate, which contributes to the improvement of mechanical properties.
  • the 7000 series aluminum alloy material contains Zn of 6.6 mass% or more and 8.5 mass% or less and Mg of 1.0 mass% or more and 2.1 mass% or less.
  • Zn 6.6 mass% or more and 8.5 mass% or less:
  • the Zn content is set to 6.6 mass% or more and 8.5 mass% or less.
  • a more preferable range is 6.6 mass% or more and 7.6 mass% or less.
  • Mg 1.0 mass% or more and 2.1 mass% or less:
  • the Mg content is set to 1.0 mass% or more and 2.1 mass% or less.
  • a more preferable range is 1.0 mass% or more and 1.6 mass% or less.
  • the aluminum alloy material contains Zr of 0.10 mass% or more and 0.20 mass% or less and Ti of 0.001 mass% or more and 0.05 mass% or less as trace addition elements.
  • Zr 0.10 mass% or more and 0.20 mass% or less:
  • stress corrosion cracking resistance is improved.
  • the formation of the AlZr-based intermetallic compound suppresses the formation of a recrystallized structure, the cross section becomes a fibrous structure, and the stress corrosion cracking resistance is improved.
  • the Zr content is less than 0.10 mass%, a fibrous structure cannot be obtained.
  • a coarse AlZr-based intermetallic compound is formed and the moldability is lowered.
  • a more preferable range is 0.10 mass% or more and 0.15 mass% or less.
  • Ti 0.001 mass% or more and 0.05 mass% or less:
  • Ti in the ingot it has the effect of refining the ingot structure.
  • ingot cracking is prevented, and the final structure is also made finer, which is advantageous for stress corrosion cracking resistance.
  • the Ti content is less than 0.001 mass%, the effect of miniaturization cannot be sufficiently obtained. Further, if the content exceeds 0.05 mass%, punctate defects are likely to occur due to the coarsening of the AlTi-based intermetallic compound and the like.
  • B is contained in an amount of less than 0.003 mass%.
  • Cu 0.50 mass% or less may be further contained.
  • Cu 0.50 mass% or less: By containing Cu, the potential difference between the crystal grain boundary and the inside of the crystal grain is relaxed, and sacrificial dissolution at the crystal grain boundary is suppressed. This improves the stress corrosion cracking resistance. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.50 mass%, there is a concern that the general corrosion resistance will be lowered.
  • Mn 0.40 mass% or less and Cr: 0.20 mass% or less may be further contained.
  • Mn 0.40 mass% or less
  • Cr 0.20 mass% or less: Similar to Zr, Cr and Mn suppress the formation of a recrystallized structure by containing them, and the cross section of the structure becomes a fibrous structure, thereby improving the stress corrosion cracking resistance.
  • the amount of Cr and Mn added exceeds the specified amount, the hot workability deteriorates. In particular, when the amount of Cr added exceeds the specified amount, the quenching sensitivity becomes stronger.
  • the aluminum alloy material has a metal structure which is a fibrous structure.
  • the fibrous structure is a metal structure composed of crystal grains having a large aspect ratio in a specific direction. For example, in cross-sectional observation from a plane parallel to the processing direction (for example, the extrusion direction in the case of an extruded material) and perpendicular to the width direction of the material, the aspect ratio of the crystal particle size in the processing direction to the crystal particle size in the thickness direction. If is 5 or more, it can be regarded as a fibrous structure.
  • the metal structure fibrous By making the metal structure fibrous, the effect of improving the strength can be obtained, and the stress corrosion cracking resistance can be improved.
  • the metallographic structure can be confirmed, for example, by observing the cross section of the aluminum alloy material with a polarizing microscope.
  • the fibrous structure preferably occupies 70% or more of the area occupied by the fibrous structure in the cross section parallel to the processing direction of the aluminum alloy material and perpendicular to the width direction of the material.
  • the aluminum alloy material preferably has a proof stress of 350 MPa or more, and more preferably 380 MPa or more, as defined in JIS Z2241 (ISO6892-1). As a result, it is possible to obtain the strength characteristics required to achieve the thinning and weight reduction of the member.
  • the welded structural member of the present invention is divided into a 7000 series aluminum alloy material and another aluminum alloy material (hereinafter, also referred to as a welded member) to be welded to the 7000 series aluminum alloy material.
  • a 7000 series aluminum alloy material for example, a hot rolled material or a hot extruded material can be used.
  • the welded member is not particularly limited as long as it is an aluminum alloy material. In this embodiment, a case where a 7000 series aluminum alloy material is used as an extruded shape material will be described in particular.
  • the 7000 series aluminum alloy extruded material is produced by using the molten metal of the component of the present invention as an ingot and performing homogenization treatment, hot extrusion, solution heat treatment, and artificial aging treatment.
  • the 7000 series aluminum alloy extruded material is joined to the welded member by welding.
  • a welded 7000 series aluminum alloy extruded material and a welded member are used as a welded structure, and the welded structure is heat-treated to obtain a welded structural member according to the present invention.
  • Homogenization process First, the ingot having the above chemical composition value is subjected to a homogenization treatment in which the ingot is held at a temperature of 450 to 500 ° C. for 5 to 12 hours.
  • the homogenization treatment be held at a temperature of 450 to 500 ° C. for 5 to 12 hours.
  • Hot extrusion and solution treatment process Extruded profiles are produced by hot extrusion from the ingots that have undergone the homogenization treatment.
  • the temperature before hot extrusion is 450 to 500 ° C. If this temperature is less than 450 ° C., the deformation resistance becomes high. Further, when the temperature exceeds 500 ° C., the crystal structure of the AlZr-based intermetallic compound formed during the homogenization treatment changes and becomes coarse. As a result, a fibrous metal structure cannot be obtained, and the effect of improving stress corrosion cracking resistance is reduced.
  • the extruded profile After hot extrusion, the extruded profile is cooled to a temperature of 150 ° C. or lower.
  • the temperature of the extruded profile after extrusion has reached the solution temperature.
  • the average cooling rate during subsequent cooling to 25 ° C./min or more and 1000 ° C./sec or less, the same effect as the solution treatment can be obtained. If the cooling rate is less than 25 ° C./min, the solid solution amount of the solute element becomes small, and sufficient mechanical properties cannot be obtained. If the cooling rate exceeds 1000 ° C./sec, the equipment becomes excessive and the effect commensurate with it cannot be obtained. Further, the extruded shape once cooled to 150 ° C. or lower may be reheated to the solution treatment temperature and cooled at the above cooling rate.
  • room temperature After performing the above cooling, further cool to room temperature. It may reach room temperature by the above cooling, or it may be cooled by another method.
  • the extruded profile is subjected to artificial aging treatment.
  • the ⁇ 'phase which is a strengthening phase, is precipitated, and the mechanical properties of the extruded profile are improved.
  • the artificial aging is performed by a first artificial aging treatment (first artificial aging treatment step) and a second artificial aging treatment (second artificial aging treatment step).
  • first artificial aging treatment the temperature is maintained at 90 to 110 ° C. for 1 to 5 hours.
  • a second artificial aging treatment is performed, which is continuously maintained at a temperature of 145 to 160 ° C. for 4 to 12 hours in succession to the first artificial aging treatment.
  • GP (II) transitioning to the ⁇ 'phase is formed.
  • GP (II) transitions to the ⁇ 'phase.
  • the first artificial aging treatment if the first artificial aging temperature is less than 90 ° C. or the aging time is less than 1 hour, GP (II) is not densely formed. As a result, the formation of the ⁇ 'phase becomes insufficient in the second artificial aging, and the effect of precipitation strengthening cannot be sufficiently obtained.
  • the first artificial aging temperature exceeds 110 ° C., the formation of the ⁇ 'phase begins without sufficient formation of GP (II), and in this case as well, the precipitation of the ⁇ 'phase may be insufficient. Further, when the first artificial aging time is 5 hours or more, the effect of the first artificial aging is saturated.
  • the second artificial aging treatment if the second artificial aging temperature is less than 145 ° C. or the aging time is less than 4 hours, sub-aging occurs. In this case, the stress corrosion cracking resistance of the base metal becomes low. Further, when the aging temperature is less than 145 ° C., the ⁇ 'phase is uniformly precipitated, while the ⁇ 'phase is in a continuous state at the grain boundary. By artificial aging treatment at 145 ° C. or higher, the ⁇ 'phases at the grain boundaries are aggregated and coarsened, and the ⁇ 'phases having a diameter of 0.02 ⁇ m or more are scattered on the grain boundaries, and the stress corrosion cracking resistance is improved. If the second artificial aging temperature exceeds 160 ° C. or the aging time exceeds 12 hours, the aging treatment becomes excessive and sufficient mechanical properties cannot be obtained. In addition, the effect of improving the strength of the welded portion cannot be sufficiently obtained in the additional heat treatment after welding described later.
  • the rate of change in the conductivity of the extruded profile before and after the above-mentioned artificial aging treatment is specified as a guideline for ensuring that the above-mentioned artificial aging treatment is properly completed. That is, when the equation of 0.120 ⁇ (Y / X-1) ⁇ 0.250 is satisfied when the conductivity before the artificial aging treatment is X and the conductivity after the artificial aging treatment is Y, The present invention is achieved. When (Y / X-1) ⁇ 0.120, the stress corrosion cracking resistance is low because the extrusion type is sub-aged. When 0.250 ⁇ (Y / X-1), the strength of the extruded profile becomes low, and the effect of improving the strength of the welded portion by the additional heat treatment after welding cannot be sufficiently obtained.
  • performing the first artificial aging treatment and the second artificial aging treatment in succession means that after the first artificial aging treatment, the second artificial aging treatment is performed while maintaining the processing temperature. That is, after the first artificial aging treatment, it is possible to shift to the second artificial aging treatment without opening the furnace, and the time for the entire heat treatment can be omitted.
  • the first artificial aging process and the second artificial aging process are performed continuously.
  • the temperature may be lowered to a desired temperature or lower, for example, room temperature, and then the second artificial aging treatment may be performed.
  • the artificial aging treatment is carried out not only between the first artificial aging treatment and the second artificial aging treatment, but also between the respective artificial aging treatments, even if the temperature is once below the desired temperature, the treatment is performed at an appropriate desired temperature. Can be achieved.
  • the extruded profile obtained in this way is formed into a welded structure by welding with another aluminum alloy material, that is, a welded member, by a method such as TIG (Tungsten Inert Gas) welding or MIG (Metal Inert Gas) welding. Can be (welding process).
  • TIG Transmission Inert Gas
  • MIG Metal Inert Gas
  • the welded structure after welding is heat-treated at a temperature of 165 to 195 ° C. for 10 to 60 minutes as a heat treatment step.
  • a heat treatment step the welded structural member of the present invention is manufactured.
  • a paint baking step or the like can be used.
  • the conductivity is lower than that of the raw material by 5% IACS or more.
  • the difference in conductivity between the raw material portion and the solid solution region becomes within 5 mass%. If the heat treatment temperature is less than 165 ° C. or the heat treatment time is less than 10 minutes, the conductivity difference may not be within 5% IACS, and the above characteristics may not be sufficiently improved. Further, when the heat treatment temperature exceeds 195 ° C.
  • the solid solution region due to the heat effect during welding is also described as "welding heat affected zone", and in the embodiment, the conductivity of the raw material portion of the base metal and the conductivity of the solid solution region are compared.
  • Example 1 Examples of the welded structural member will be described with reference to Tables 1 to 3.
  • a 7000 series aluminum alloy material in which the chemical composition was changed within the above alloy composition range was produced as an extruded shape material under the same conditions.
  • the conductivity before and after the artificial aging treatment and the strength of the base metal were measured.
  • the sample subjected to heat treatment under the same conditions is subjected to conductivity measurement, strength measurement, and SCC (Stress Corrosion Cracking) test of the weld heat affected zone. went.
  • the manufacturing conditions, strength measurement method, conductivity measurement method, and SCC test method of each sample will be described below.
  • the extruded shape was subjected to a first artificial aging treatment of holding at 100 ° C. for 3 hours, then heated to 150 ° C. without removing the sample from the furnace as it was, and then subjected to a second artificial aging treatment of holding for 8 hours.
  • welding method The surface of the extruded profile 10 shown in FIG. 1 was overlaid welded under the conditions shown in Table 2 to form a weld bead 20.
  • a weld bead 20 was formed along the LT direction (direction perpendicular to the extrusion direction of the extruded profile) at the central portion of the cut extruded profile 10 in the L direction (extrusion direction of the extruded profile).
  • the SCC test piece 11 will be described later, only the position is shown as a broken line because it has not been manufactured from the extruded profile 10 at the time of overlay welding.
  • Heat treatment method The extruded profile after overlay welding was heat-treated at 170 ° C. for 20 minutes.
  • Base material strength Specimens were collected from extruded profile samples subjected to artificial aging treatment and heat treatment by a method conforming to JIS Z2241 (ISO6892-1). After forming the test piece into the shape of JIS13B, the proof stress YS (MPa) of the base material was measured. As a result of the measurement, those having a proof stress YS of 350 MPa or more were regarded as acceptable.
  • Post-welding strength A test piece was collected from the extruded profile sample after overlay welding and heat treatment with reference to the method described in JIS Z3121 (ISO4136). After forming the test piece into the shape of JIS1A, the proof stress YS (MPa) of the base material was measured. As a result of the measurement, those having a proof stress YS of 285 MPa or more were regarded as acceptable.
  • the SCC test jig 30 includes a frame body 31, a pressing portion 32, and insulators 33a to 33c.
  • the frame 31 has a substantially C shape when viewed from the direction shown in the drawing. Insulators 33b and 33c are attached to two places of the frame 31.
  • the pressing portion 32 is screwed into the frame body 31 and can move in the vertical direction shown in the drawing.
  • An insulator 33a is attached to the upper end of the pressing portion 32.
  • FIG. 3 shows a state in which the pressing portion 32 is moved upward in the drawing after the SCC test piece 11 is incorporated in the SCC test jig 30.
  • the SCC test piece 11 is bent at three points where the SCC test piece 11 and the insulators 33a to 33c come into contact with each other.
  • a stress of 70% of the proof stress of the welding material was applied to the SCC test piece 11 by bending at three points shown in FIG.
  • An alternating immersion test in which drying was repeated was carried out for 672 hours. At this time, the test was performed for 672 hours, and those in which no cracks occurred were regarded as acceptable. Further, even if cracks did not occur, those having a maximum corrosion depth of 400 ⁇ m or more were rejected from the viewpoint of corrosion resistance.
  • Table 3 shows the evaluation results of each test.
  • " ⁇ " is a pass and "x” is a failure.
  • Example 2 Examples of the method for manufacturing the welded structural member will be described with reference to Tables 4 to 6.
  • Heat treatment method No. after overlay welding. a to No. i was heat-treated under the conditions shown in Table 5.
  • Base material strength Specimens were collected from extruded profile samples subjected to artificial aging treatment and heat treatment by a method conforming to JIS Z2241 (ISO6892-1). After forming the test piece into the shape of JIS13B, the proof stress YS (MPa) of the base metal was measured. As a result of the measurement, those having a proof stress YS of 350 MPa or more were regarded as acceptable.
  • Post-welding strength A test piece was collected from the extruded profile sample after overlay welding and heat treatment with reference to the method described in JIS Z3121 (ISO4136). After forming the test piece into the shape of JIS1A, the proof stress YS (MPa) of the base material was measured. As a result of the measurement, those having a proof stress YS of 285 MPa or more were regarded as acceptable.
  • ⁇ Conductivity measurement method> Using the eddy current conductivity measuring device "Sigma Test” manufactured by Nippon Felster Co., Ltd., the extruded shape before and after the artificial aging treatment, the raw material part and the heat-affected zone of the extruded shape 10 after overlay welding and heat treatment. The conductivity was measured. Regarding the extruded profile after build-up welding and heat treatment, position A (base material part) at a position 60 mm from the welding line of the weld bead 20 shown in FIG. 1 and position B at a position of 5 mm (by welding). Two places (the generated solid solution region) were measured. The conductivity was measured at room temperature under the condition of a frequency of 60 kHz.
  • Table 6 shows the evaluation results of each test. In the SCC test in Table 6, " ⁇ " is a pass and “x” is a failure.
  • the welded structural member having excellent stress corrosion cracking resistance and the manufacturing method thereof according to the present invention are preferably used in, for example, transportation equipment.

Abstract

耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材は、Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材と、７０００系アルミニウム合金材と溶接された他のアルミニウム合金材と、を備え、７０００系アルミニウム合金材の、人工時効処理の前の導電率をＸ％ＩＡＣＳとし、人工時効処理の後の導電率をＹ％ＩＡＣＳとしたときに、０．１２０≦（Ｙ／Ｘ－１）≦０．２５０を満たし、７０００系アルミニウム合金材の溶接熱影響部を除く母材部の導電率と溶接熱影響部の導電率との差が５％ＩＡＣＳ以内である。

Description

耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法
　本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法に関する。
　輸送機器等、軽量化が求められる部材の材料として、高強度かつ軽量な７０００系アルミニウム合金材が採用されることが増えてきている。
　７０００系アルミニウム合金材は、高い機械的特性を有する一方で、応力腐食割れの発生が懸念される。また、７０００系アルミニウム合金材をアーク溶接等により接合した場合、溶接部近傍はその熱影響により強度が低下するとともに、耐食性、耐応力腐食割れ性が低下する。
　７０００系アルミニウム合金材の応力腐食割れ性の改善方法として、特許文献１には、最高強度を得るよう時効処理した後、塗装焼き付け工程で再度加熱処理することで過時効状態とする手法が示されている。
　また、特許文献２では、２段の人工時効処理を行うことを特徴とする、７０００系アルミニウム合金押出材の製造方法が提案されている。
　また、特許文献３では、溶接材を溶体化処理した後、人工時効することで耐応力腐食割れ性を改善することが提案されている。
特開２００６－２３３３３６号公報 特開２０１０－２７５６１１号公報 特開２０００－３１７６７６号公報
　特許文献１では、時効処理条件を「１１７～１２３℃×１８～２４ｈｒや１２７～１３３℃×１１～１４ｈｒ」とし、最高強度とした後に過時効処理を行っている。しかしながら、上記条件は長い処理時間を必要とする。また、母材の時効が進みすぎていると、溶接した際に十分な機械的特性が得られない恐れがある。また、処理温度が１４５℃未満の低温であると、粒界にη’相（ＭｇＺｎ２）が連続して析出するが、これは耐応力腐食割れ性を低下させる一因となる。
　特許文献２では、２段時効の条件として、「１段目の熱処理温度が７０～１００℃の範囲で、２段目の熱処理温度が１４０～１７０℃の範囲であること」としている。また、特許文献２では、「製造条件における２段時効処理時の２段目の熱処理温度は１４０℃以上、１７０℃以下とし、２０時間以内とした」としている。しかしながら、２段目の熱処理温度の保持時間が不明確である。例えば、２段目の熱処理条件が１４０℃～１７０℃の温度であっても保持時間が短い場合には、亜時効となるため十分な耐応力腐食割れ性が得られない。また、２段目の熱処理条件が１４０℃～１７０℃の温度であっても保持時間が長い場合には十分な強度は得られない。
　特許文献３では、溶接後の溶接材に対して、溶体化処理、焼入れを行っている。この熱処理方法は、コストが嵩むという問題点がある。
　本発明は、かかる背景を鑑みてなされたものであり、７０００系アルミニウム合金材の母材部及び溶接部近傍の耐食性、耐応力腐食割れ性を改善させるとともに、溶接部の強度を向上させた耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明の第１の観点に係る耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材は、
　Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材と、
　前記７０００系アルミニウム合金材と溶接された他のアルミニウム合金材と、を備え、
　前記７０００系アルミニウム合金材の、人工時効処理の前の導電率をＸ％ＩＡＣＳとし、前記人工時効処理の後の導電率をＹ％ＩＡＣＳとしたときに、
　０．１２０≦（Ｙ／Ｘ－１）≦０．２５０
　を満たし、
　前記７０００系アルミニウム合金材の溶接熱影響部を除く母材部の導電率と前記溶接熱影響部の導電率との差が５％ＩＡＣＳ以内である、
　ことを特徴とする。
　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有する、
　こととしてもよい。
　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の内１種又は２種を含有する、
　こととしてもよい。
　前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％～７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
　こととしてもよい。
　上記目的を達成するため、本発明の第２の観点に係る耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法は、
　Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材に対し、９０～１１０℃の温度で１～５時間保持する第１人工時効処理工程と、
　前記第１人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材に対し、１４５～１６０℃の温度で４～１２時間保持する第２人工時効処理工程と、
　前記第２人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材と他のアルミニウム合金材とを溶接して溶接構造体を形成する溶接工程と、
　前記溶接構造体に対して１６５～１９５℃の温度で１０～６０分の時間の加熱処理をする加熱処理工程と、を備える、
　ことを特徴とする。
　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有する、
　こととしてもよい。
　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の内１種又は２種を含有する、
　こととしてもよい。
　前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％～７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
　こととしてもよい。
　本発明の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材は、７０００系アルミニウム合金材に２段の人工時効を施すことで耐応力腐食割れ性を向上させる。そして、このアルミニウム合金材を溶接した溶接構造体に対し、１６５～１９５℃の加熱処理を施して製造される。これにより、７０００系アルミニウム合金材の母材部と溶接熱影響部との導電率の差が５％ＩＡＣＳ以内となる。そのため、強度の向上及び耐食性、耐応力腐食割れ性の向上を容易に達成することができる。
実施例における、肉盛溶接の形態及び導電率測定位置を示す図である。 実施例における、金属組織観察方法を示す図である。 実施例における、ＳＣＣ試験での応力負荷の形態を示す図である。
　本実施形態で使用される７０００系アルミニウム合金材は、Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる組成であることが望ましい。
　まず、上記７０００系アルミニウム合金材について、指定した化学成分値の範囲について説明する。
　７０００系アルミニウム合金は析出強化型合金である。７０００系アルミニウム合金材では、アルミニウム中にＺｎ及びＭｇが共存することでη’相が析出し、機械的特性の向上に寄与する。上記７０００系アルミニウム合金材は６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下のＺｎ及び１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下のＭｇを含有している。
Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下：
　Ｚｎ含有量が６．６ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｍｇと共に析出するη’相の析出量が減少し、十分な機械的特性を得ることができない。逆にＺｎ含有量が８．５ｍａｓｓ％を超えると、耐応力腐食割れ性が低下する。よって、Ｚｎ含有量は６．６ｍａｓｓ％以上８．５ｍａｓｓ％以下とする。さらに好ましい範囲は、６．６ｍａｓｓ％以上７．６ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下：
　Ｍｇ含有量が１．０ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｚｎと共に析出するη’相の析出量が減少し、十分な機械的特性を得ることができない。逆にＭｇ含有量が２．１ｍａｓｓ％を超えると、熱間加工性が悪くなり、生産性が低下する。よって、Ｍｇ含有量は１．０ｍａｓｓ％以上２．１ｍａｓｓ％以下とする。さらに好ましい範囲は、１．０ｍａｓｓ％以上１．６ｍａｓｓ％以下である。
　また、上記アルミニウム合金材は、上記元素以外に０．１０ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下のＴｉを微量添加元素として含有している。
Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％以下：
　Ｚｒを含有すると、耐応力腐食割れ性が向上する。また、ＡｌＺｒ系金属間化合物が形成することで再結晶組織の生成が抑制され、断面が繊維状組織となり耐応力腐食割れ性は向上する。Ｚｒ含有量が０．１０ｍａｓｓ％未満の場合には、繊維状組織が得られない。一方で、０．２０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、粗大なＡｌＺｒ系金属間化合物が形成し、成形性が低くなる。より好ましい範囲は、０．１０ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％以下：
　Ｔｉは鋳塊に含有することで鋳塊組織を微細化する効果がある。鋳塊組織を微細化することで、鋳塊割れを防ぐとともに、最終的な組織も微細となり、耐応力腐食割れ性には有利に働く。Ｔｉ含有量が０．００１ｍａｓｓ％未満だと微細化の効果が十分に得られない。また、０．０５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、ＡｌＴｉ系金属間化合物の粗大化などが原因となり、点状欠陥が発生しやすくなる。なお、ＴｉはＢと共にＴｉＢ系化合物等として鋳塊に含有することで、Ｔｉ単独と同様に鋳塊組織を微細化する。ＴｉＢ化合物として含有する場合、Ｂは０．００３ｍａｓｓ％未満含有される。
　また、上記成分に加えて、さらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有することとしてもよい。
Ｃｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下：
　Ｃｕを含有することで、結晶粒界と結晶粒内との電位差が緩和され、結晶粒界での犠牲的溶解が抑えられる。これにより、耐応力腐食割れ性が向上する。一方で、Ｃｕ含有量が０．５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると一般耐食性の低下が懸念される。
　また、上記成分に加えて、さらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の１種又は２種を含有することとしてもよい。
Ｍｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下：
　Ｃｒ、ＭｎはＺｒと同様、含有により再結晶組織の生成が抑制され、組織の断面が繊維状組織となることにより、耐応力腐食割れ性を改善する。一方で、Ｃｒ、Ｍｎの添加量が規定量を超えて多くなると熱間加工性が低下する。特に、Ｃｒ添加量が規定量を超えて多くなると焼入れ感受性が強くなる。
　上記アルミニウム合金材は、繊維状組織である金属組織を備える。繊維状組織とは、特定の一方向へのアスペクト比が大きい結晶粒により構成される金属組織である。例えば加工方向（例えば、押出材であれば押出方向）に平行かつ材料の幅方向に垂直な面からの断面観察において、厚さ方向の結晶粒径に対し、加工方向の結晶粒径のアスペクト比が５以上であれば、繊維状組織であるとみなすことができる。金属組織を繊維状とすることで、強度の向上効果が得られるとともに、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。金属組織は、例えば、アルミニウム合金材の断面を偏光顕微鏡で観察することにより確認できる。
　上記アルミニウム合金材において、繊維状組織は、アルミニウム合金材の加工方向に平行かつ材料の幅方向に垂直な断面における繊維状組織が占める面積の割合が７０％以上であることが好ましい。
　上記アルミニウム合金材は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２－１）に規定される耐力が３５０ＭＰａ以上であることが好ましく、３８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。これにより、部材の薄肉軽量化を達成するために必要な強度特性を得ることができる。
　次に、溶接構造部材の製造方法について説明する。
　本発明の溶接構造部材は、７０００系アルミニウム合金材と、当該７０００系アルミニウム合金材と溶接される他のアルミニウム合金材（以下、溶接部材とも言う）と、に分けられる。７０００系アルミニウム合金材には、例えば熱間圧延材や熱間押出材を用いることができる。また、溶接部材はアルミニウム合金材であれば特に限定はされない。本実施形態では、特に７０００系アルミニウム合金材を押出形材とした場合について説明する。
　７０００系アルミニウム合金押出材は、本発明の成分の溶湯を鋳塊とし、均質化処理、熱間押出、溶体化処理、人工時効処理により製造される。７０００系アルミニウム合金押出材は、溶接部材と溶接により接合される。溶接された７０００系アルミニウム合金押出材と溶接部材とを溶接構造体とし、この溶接構造体を熱処理することで本発明に係る溶接構造部材となる。
均質化処理工程：
　先ず、上記化学成分値を有する鋳塊に対し、４５０～５００℃の温度で５～１２時間保持する均質化処理を行う。
　４５０℃未満の温度では、十分に均質化されない。また、５００℃を超える温度になると、ＡｌＺｒ系金属間化合物の結晶構造が変化するとともに粗大化する。ＡｌＺｒ系金属間化合物の結晶構造の変化及び粗大化により、繊維状の金属組織が得られず耐応力腐食割れ性の改善効果が低くなる。また、上記均質化処理の保持時間が５時間未満では均質化が不十分となる。一方、保持時間が１２時間を超えると均質化が十分なされた状態となるため、それ以上の効果を見込めない。よって、均質化処理は４５０～５００℃の温度で５～１２時間保持することが望ましい。
熱間押出及び溶体化処理工程：
　上記均質化処理を行った鋳塊から、熱間押出により押出形材を製造する。熱間押出前の温度は４５０～５００℃とする。この温度が４５０℃未満だと変形抵抗が高くなる。また、５００℃を超えると均質化処理時に形成したＡｌＺｒ系金属間化合物の結晶構造が変化するとともに粗大化する。これにより、繊維状の金属組織が得られず耐応力腐食割れ性の改善効果が低くなる。
　熱間押出後、押出形材を１５０℃以下の温度まで冷却する。上記の熱間押出において、押出後の押出形材の温度は溶体化温度に達している。その後の冷却の際の平均冷却速度を２５℃／分以上１０００℃／秒以下に制御することで、溶体化処理と同様の効果が得られる。冷却速度が２５℃／分未満であると、溶質元素の固溶量が少なくなり、十分な機械的特性が得られない。冷却速度が１０００℃／秒を超えると、設備が過大になる上、それに見合った効果を得ることができない。
　また、一旦１５０℃以下に冷却した押出形材を溶体化処理温度まで再加熱し、上記冷却速度で冷却しても良い。
　続いて、上記の冷却を行った後、さらに室温まで冷却する。これは、上記の冷却によって室温に到達しても良いし、別の方法で冷却しても良い。
人工時効処理工程：
　次に、上記押出形材に対し、人工時効処理を行う。人工時効処理を行うことで、強化相であるη’相が析出し、押出形材の機械的特性が向上する。人工時効は、第１人工時効処理（第１人工時効処理工程）と、第２人工時効処理（第２人工時効処理工程）と、によって行われる。第１人工時効処理では、９０～１１０℃の温度で１～５時間保持する。その後、第１人工時効処理と連続して１４５～１６０℃の温度で４～１２時間保持する第２人工時効処理を行う。第１人工時効処理では、η’相に遷移するＧＰ（ＩＩ）が形成される。また、第２人工時効処理では、ＧＰ（ＩＩ）がη’相に遷移する。
　第１人工時効処理について、第１人工時効温度が９０℃未満、又は時効時間が１時間未満であると、ＧＰ（ＩＩ）が密に形成されない。これにより、第２人工時効においてη’相の形成が不十分となり、析出強化の効果が十分に得られない。第１人工時効温度が１１０℃を超えると、ＧＰ（ＩＩ）が十分に形成されないままη’相の形成が始まり、この場合もη’相の析出が不十分となる可能性がある。また、第１人工時効時間が５時間以上であると、第１人工時効による効果は飽和する。
　第２人工時効処理について、第２人工時効温度が１４５℃未満、又は時効時間が４時間未満であると、亜時効となる。この場合、母材の耐応力腐食割れ性は低くなる。また、時効温度が１４５℃未満であると、η’相が均一に析出する一方で、粒界ではη’相が連続した状態となる。１４５℃以上で人工時効処理することで粒界のη’相が凝集、粗大化し、粒界上に直径０．０２μｍ以上のη’相が点在した状態となり耐応力腐食割れ性は向上する。第２人工時効温度が１６０℃を超える、又は時効時間が１２時間を超えると、時効処理が過剰となるため十分な機械的特性が得られない。加えて、後述する溶接後の追加熱処理において、溶接部強度の向上効果が十分に得られない。
　上記人工時効処理が適切に完了したことを図る目安として、前述の人工時効処理の前後での押出形材の導電率の変化率を規定する。即ち、人工時効処理の前の導電率をＸ、人工時効処理の後の導電率をＹとしたときに、０．１２０≦（Ｙ／Ｘ－１）≦０．２５０の式を満たす場合において、本発明は達成される。（Ｙ／Ｘ－１）＜０．１２０の場合、押出形時は亜時効であるため耐応力腐食割れ性は低くなる。０．２５０＜（Ｙ／Ｘ－１）の場合、押出形材の強度が低くなり、また溶接後の追加熱処理による溶接部強度の向上効果が十分に得られない。
　ここで、第１人工時効処理と第２人工時効処理を連続して行うとは、第１人工時効処理の後、処理温度を維持したまま第２人工時効処理を行うことである。すなわち、第１人工時効処理の後、炉を開かずに第２人工時効処理に移行することができ、熱処理全体の時間を省略できる。
　また、第１人工時効処理と第２人工時効処理は、連続して行うことは必ずしも重要ではない。例えば、第１人工時効処理終了後、所望温度以下、例えば常温に一旦冷却後、第２人工時効処理をしてもよい。人工時効処理は、第１人工時効処理と第２人工時効処理の間のみならず、各々の人工時効処理の間において、一旦所望温度以下にしても適宜所望温度にて処理することで、本発明を成し得る。
　このようにして得た押出形材は、ＴＩＧ（Tungsten Inert Gas）溶接やＭＩＧ（Metal Inert Gas）溶接等の方法で他のアルミニウム合金材、つまり溶接部材と溶接することで、溶接構造体とすることができる（溶接工程）。
　上記溶接後の溶接構造体に対し、加熱処理工程として、１６５～１９５℃の温度で１０～６０分の加熱処理をする。この加熱処理工程により、本発明の溶接構造部材が製造される。この工程は、例えば塗装焼き付け工程等を利用することもできる。
　７０００系アルミニウム合金材のような熱処理型アルミニウム合金材を溶接した場合、溶接部の近傍では溶接時の熱影響により、析出η’相が母材に溶入した固溶域が生じる。固溶域では強度、耐食性、耐応力腐食割れ性が低下するが、上記の加熱処理を行うことでη’相が再析出し、上記の特性を改善することができる。
　ここで、強度、耐食性、耐応力腐食割れ性が改善したことを判断する目安として、母材の原質部と固溶域との導電率差が有る。上記固溶域では、原質部に対して５％ＩＡＣＳ以上導電率が低くなる。溶接後の溶接構造体に対して１６５～１９５℃の温度で１０～６０分の加熱処理を行うことで、原質部と固溶域との導電率差が５ｍａｓｓ％以内となる。この加熱処理温度が１６５℃未満、又は、加熱処理時間が１０分未満であると、上記導電率差が５％ＩＡＣＳ以内とならず、上記の特性は十分に改善されない場合が有る。また、加熱処理温度が１９５℃を超える、若しくは加熱処理時間が６０分を超えると、軟化が進み機械的特性が低下する。なお、以下の説明では溶接時の熱影響による固溶域を「溶接熱影響部」とも記載し、実施例では母材の原質部の導電率と固溶域の導電率とを比較する。
　以下、本発明の実施例を比較例と対比しながら説明し、本発明の効果を実証する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明は何らこれらに限定されるものではない。
（実施例１）
　上記溶接構造部材に係る実施例について、表１～３を用いて説明する。
　本例では、上記の合金組成範囲内で化学成分を変化させた７０００系アルミニウム合金材について、押出形材として同一条件で作製した。この押出形材に対し、人工時効処理の前後の導電率の測定、母材強度の測定を行った。更に、上記母材試料表面に溶接を施した後、同一条件で加熱処理を行った試料に対し、溶接熱影響部の導電率測定、強度測定、ＳＣＣ（Stress Corrosion Cracking：応力腐食割れ）試験を行った。
　以下に、各試料の製造条件、強度測定方法、導電率測定方法、ＳＣＣ試験方法を説明する。
＜試料の製造条件＞
押出形材の製造方法：
　表１に記載の成分にて、半連続鋳造により直径６インチ（１５２．４ｍｍ）のビレットを鋳造した。表１において、「残部」は不可避的不純物を含む。また、各試料Ｎｏ．においてＭｎ、Ｃｒが０．０１ｍａｓｓ％未満であるものは、当該元素を不可避的不純物に含むものとする。その後、該ビレットを４７０℃の温度にて６時間保持する均質化処理を行った後、４８０℃に再加熱したビレットを熱間押出し、肉厚３ｍｍの押出形材とした。熱間押出後、押出形材は空冷でプレス焼入れした。この押出形材に対し、１００℃で３時間保持する第１人工時効処理をし、そのまま炉から試料を取り出すことなく１５０℃まで昇温し、８時間保持する第２人工時効処理を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
溶接方法：
　図１に示す押出形材１０の表面に対し、表２に示す条件にて肉盛溶接を行い、溶接ビード２０を形成した。切断した押出形材１０のＬ方向（押出形材の押出方向）の中央部において、ＬＴ方向（押出形材の押出方向と直角な方向）に沿って溶接ビード２０を形成した。なお、ＳＣＣ試験片１１については後述するが、肉盛溶接時には押出形材１０から未作製であるため、位置のみを破線として示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
加熱処理方法：
　肉盛溶接後の押出形材に対し、１７０℃×２０分の加熱処理を施した。
＜強度の測定方法＞
母材強度：
　人工時効処理及び加熱処理を施した押出形材試料から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２－１）に準拠した方法により試験片を採取した。試験片をＪＩＳ１３Ｂ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが３５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
溶接後強度：
　肉盛溶接、加熱処理後の押出形材試料から、ＪＩＳ　Ｚ３１２１（ＩＳＯ４１３６）に記載の方法を参考に試験片を採取した。試験片をＪＩＳ１Ａ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが２８５ＭＰａ以上のものを合格とした。
＜金属組織観察方法＞
　試料について、図２の加工方向（ここでは押出方向）であるＬ方向に平行かつ厚さｔの方向に平行な断面であり、かつ幅方向であるＬＴ方向の中央付近部分の組織観察を行った。図２に示すように、試料である押出材を切り出して、機械研磨及び電解研磨した後、倍率２５倍の偏光顕微鏡により、各断面の顕微鏡像（例えば図２下段に示す写真）を取得した。そして、取得した顕微鏡像から金属組織が加工方向に伸びた繊維状組織であるかを確認した。観察の結果、繊維状組織が７０％以上のものは、金属組織が繊維状組織であることとした。
＜導電率測定方法＞
　日本フェルスター株式会社製の渦流導電率測定装置「シグマテスト」を用い、人工時効処理の前後の押出形材、肉盛溶接及び加熱処理後の押出形材１０の原質部及び熱影響部の導電率を測定した。肉盛り溶接及び加熱処理後の押出形材については、図１に示すように、溶接ビード２０の溶接線から６０ｍｍの位置である位置Ａ（母材原質部）、５ｍｍの位置である位置Ｂ（溶接により生じた固溶域）の２か所を測定した。導電率の測定は室温において、周波数６０ｋＨｚの条件にて行った。
＜ＳＣＣ試験方法＞
　ＬＴ方向に溶接を施した押出形材１０より、溶接ビード２０と母材表面との境界部が最大応力付加位置となる様に、ＪＩＳ　Ｈ８７１１記載の３点曲げ試料となるＳＣＣ試験片１１を作製した。平板であるＳＣＣ試験片１１を図３に示すＳＣＣ試験治具３０に組み込んだ。
　ＳＣＣ試験治具３０は、枠体３１と、押圧部３２と、絶縁体３３ａ～３３ｃと、を備える。枠体３１は、図示の方向から見て略Ｃ字形をなしている。枠体３１の２箇所には、絶縁体３３ｂ、３３ｃが取り付けられている。押圧部３２は、枠体３１にねじ込まれており図示の上下方向に移動可能である。押圧部３２の上端部には、絶縁体３３ａが取り付けられている。
　図３は、ＳＣＣ試験片１１がＳＣＣ試験治具３０に組み込まれた後、押圧部３２を図示上方に移動させた状態を示す。これにより、ＳＣＣ試験片１１と絶縁体３３ａ～３３ｃとが接触する３点でＳＣＣ試験片１１が曲げられている。
　ＳＣＣ試験片１１に対し、図３に示す３点曲げにより、Ｌ方向に溶接材耐力の７０％の応力を付加した。応力を付加しながら、ＳＣＣ試験片１１に対し、室温２５±３℃、湿度４０～７５％に保持した室内において、３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液への１０分間の浸漬と、室内での５０分間の乾燥とを繰り返す交互浸漬試験を６７２時間行った。このとき、６７２時間試験して割れが発生しなかったものを合格とした。また、割れが発生しなかった場合でも、最大腐食深さが４００μｍ以上であったものは、耐食性の観点から不合格とした。
　各試験の評価結果を表３に示す。表３のＳＣＣ試験結果において、「○」は合格であり、「×」は不合格である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ．１～Ｎｏ．１４の試料は全ての項目において合格となり、優れた特性を示した。
　Ｎｏ．１５はＺｎ含有量が少なすぎるため、溶接材の耐力ＹＳが２８５ＭＰａ未満となり、不合格と判定した。
　Ｎｏ．１６はＺｎ含有量が多すぎるため、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定した。
　Ｎｏ．１７はＭｇ含有量が少なすぎるため、母材の耐力ＹＳが３５０ＭＰａ未満、かつ溶接材の耐力ＹＳが２８５ＭＰａ未満となり、不合格と判定した。
　Ｎｏ．１８はＭｇ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
　Ｎｏ．１９はＣｕ含有量が多すぎるため、ＳＣＣ試験において深さ４００μｍ以上の腐食が発生し、不合格と判定した。
　Ｎｏ．２０はＺｒ含有量が少なすぎるため、金属組織は再結晶組織となり、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定した。
　Ｎｏ．２１はＺｒ含有量が多すぎるため、金属組織内に粗大な化合物が見られ、不合格と判定した。
　Ｎｏ．２２はＭｎ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
　Ｎｏ．２３はＣｒ含有量が多すぎるため、実質的な設備では熱間押出が不可能であった。
（実施例２）
　上記溶接構造部材の製造方法に係る実施例について、表４～表６を用いて説明する。
　本例では、上記の合金組成範囲内の７０００系アルミニウム合金材について、同一の条件にて製造した押出形材に対し、異なる条件で人工時効処理を施した試料を作製し、母材強度を測定した。更に、上記母材試料表面に溶接を施した後、異なる条件で加熱処理を行った試料に対し、溶接熱影響部の導電率測定、ＳＣＣ試験を行った。以下に、各試料の製造条件、強度測定方法、導電率測定方法、ＳＣＣ試験方法を説明する。
＜試料の製造条件＞
押出形材の製造方法：
　表４に記載の成分にて、半連続鋳造により直径６インチ（１５２．４ｍｍ）のビレットを鋳造した。表４において、「残部」は不可避的不純物を含む。また、各試料Ｎｏ．においてＭｎ、Ｃｒは０．０１ｍａｓｓ％未満であるため、不可避的不純物に含むものとする。その後、該ビレットを４７０℃の温度にて６時間保持する均質化処理を行った後、４８０℃に再加熱したビレットを熱間押出し、肉厚３ｍｍの押出形材とした。熱間押出後、押出形材は空冷でプレス焼入れした。この押出形材に対し、表５に記載の条件にて人工時効処理したＮｏ．ａ～Ｎｏ．ｉを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
溶接方法：
　実施例１と同様に、図１に示す押出形材１０の表面に対し、表２に示す条件にて肉盛溶接を行った。
加熱処理方法：
　肉盛溶接後のＮｏ．ａ～Ｎｏ．ｉに対し、表５に記載の条件にて加熱処理を施した。
＜強度の測定方法＞
母材強度：
　人工時効処理及び加熱処理を施した押出形材試料から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（ＩＳＯ６８９２－１）に準拠した方法により試験片を採取した。試験片をＪＩＳ１３Ｂ号形状に成形した後、母材耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが３５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
溶接後強度：
　肉盛溶接、加熱処理後の押出形材試料から、ＪＩＳ　Ｚ３１２１（ＩＳＯ４１３６）に記載の方法を参考に試験片を採取した。試験片をＪＩＳ１Ａ号形状に成形した後、母材の耐力ＹＳ（ＭＰａ）の測定を行った。測定の結果、耐力ＹＳが２８５ＭＰａ以上のものを合格とした。
＜導電率測定方法＞
　日本フェルスター株式会社製の渦流導電率測定装置「シグマテスト」を用い、人工時効処理の前後の押出形材、肉盛溶接及び加熱処理後の押出形材１０の原質部及び熱影響部の導電率を測定した。肉盛り溶接及び加熱処理後の押出形材については、図１に示す溶接ビード２０の溶接線から６０ｍｍの位置である位置Ａ（母材原質部）、５ｍｍの位置である位置Ｂ（溶接により生じた固溶域）の２か所を測定した。導電率の測定は室温において、周波数６０ｋＨｚの条件にて行った。
＜ＳＣＣ試験方法＞
　ＬＴ方向に溶接を施した押出形材１０より、溶接時に生じた固溶域が中央位置となる様に、ＪＩＳ　Ｈ８７１１記載の３点曲げ試料となるＳＣＣ試験片１１を作製した。ＳＣＣ試験片１１に対し、実施例１と同様の図３に示す３点曲げにより、Ｌ方向に溶接材耐力の７０％の応力を付加した。応力を付加しながら、ＳＣＣ試験片１１に対し、室温２５±３℃、湿度４０～７５％に保持した室内において、３．５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液への１０分間の浸漬と、室内での５０分間の乾燥とを繰り返す交互浸漬試験を６７２時間行った。このとき、６７２時間試験して割れが発生しなかったもの、また、最大腐食深さが４００μｍ以下であったものを合格とした。
　各試験の評価結果を表６に示す。表６のＳＣＣ試験において、「○」は合格であり、「×」は不合格である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｎｏ．ａ～Ｎｏ．ｅの試料は、全ての項目において合格となり、優れた特性を示した。
　Ｎｏ．ｆの試料は、第２人工時効温度が低いため、ＳＣＣ試験において割れが発生し、不合格と判定された。
　Ｎｏ．ｇの試料は、第２人工時効温度が高いため、十分な機械的特性が得られず、不合格と判定された。
　Ｎｏ．ｈの試料は、溶接まま（溶接したままの状態）のため、ＳＣＣ試験において深さ４００μｍ以上の腐食が発生し、不合格と判定された。
　Ｎｏ．ｉの試料は、溶接後の熱処理の温度が高いため、十分な機械的特性が得られず、不合格と判定された。
　本発明は、本発明の広義の精神と範囲を逸脱することなく、様々な実施の形態及び変形が可能とされるものである。また、上述した実施の形態は、この発明を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本発明の範囲は、実施の形態ではなく、特許請求の範囲によって示される。そして、特許請求の範囲内及びそれと同等の発明の意義の範囲内で施される様々な変形が、この発明の範囲内とみなされる。
　本出願は、２０１９年１０月９日に出願された日本国特許出願特願２０１９－１８６１２０号に基づく。本明細書中に、日本国特許出願特願２０１９－１８６１２０号の明細書、特許請求の範囲、図面全体を参照として取り込むものとする。
　本発明に係る耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法は、例えば輸送機器において好適に用いられる。
　１０　押出形材
　１１　ＳＣＣ試験片
　２０　溶接ビード
　３０　ＳＣＣ試験治具
　３１　枠体
　３２　押圧部
　３３ａ、３３ｂ、３３ｃ　絶縁体
　Ａ、Ｂ　位置

Claims (8)

  1. 　Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材と、
    　前記７０００系アルミニウム合金材と溶接された他のアルミニウム合金材と、を備え、
    　前記７０００系アルミニウム合金材の、人工時効処理の前の導電率をＸ％ＩＡＣＳとし、前記人工時効処理の後の導電率をＹ％ＩＡＣＳとしたときに、
    　０．１２０≦（Ｙ／Ｘ－１）≦０．２５０
    　を満たし、
    　前記７０００系アルミニウム合金材の溶接熱影響部を除く母材部の導電率と前記溶接熱影響部の導電率との差が５％ＩＡＣＳ以内である、
    　ことを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
  2. 　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
  3. 　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の内１種又は２種を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
  4. 　前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％～７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材。
  5. 　Ｚｎ：６．６ｍａｓｓ％～８．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～２．１ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％～０．２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１ｍａｓｓ％～０．０５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、繊維状組織である金属組織を備える７０００系アルミニウム合金材に対し、９０～１１０℃の温度で１～５時間保持する第１人工時効処理工程と、
    　前記第１人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材に対し、１４５～１６０℃の温度で４～１２時間保持する第２人工時効処理工程と、
    　前記第２人工時効処理工程の後の前記７０００系アルミニウム合金材と他のアルミニウム合金材とを溶接して溶接構造体を形成する溶接工程と、
    　前記溶接構造体に対して１６５～１９５℃の温度で１０～６０分の時間の加熱処理をする加熱処理工程と、を備える、
    　ことを特徴とする、耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
  6. 　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＣｕ：０．５０ｍａｓｓ％以下を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項５に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
  7. 　前記７０００系アルミニウム合金材がさらにＭｎ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．２０ｍａｓｓ％以下の内１種又は２種を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項５又は６に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
  8. 　前記７０００系アルミニウム合金材がＺｎ：６．６ｍａｓｓ％～７．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０ｍａｓｓ％～１．６ｍａｓｓ％、を含有する、
    　ことを特徴とする、請求項５～７のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造部材の製造方法。
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